(57)【要約】【課題】  耐熱衝撃性の高く、かつ焼成に伴うサーメット焼結体の変形量を小さくできて加工寸法精度の高い回転工具を提供する。【解決手段】  Ｔｉの含有比率が高い第１硬質相（２ａ）と、Ｔｉ以外の周期表第４、５および６族金属の含有比率が高い第２硬質相（２ｂ）とからなる硬質相（２）と、結合相（３）から構成され、表面においてＸ線回折測定した際に、硬質相（２）の（２２０）面に帰属されるピークは２本が検出され、低角度側に検出されるピークＩａと高角度側に検出されるピークＩｂの強度比Ｉｂ／Ｉａが０．５〜１．５であるとともに、表面に第１硬質相を主体とする表面領域（４）が１〜１０μｍの厚みで存在するか、または表面における結合相（３）の（２００）面に帰属されるピークの半価幅ｗｓと内部における結合相のピークの半価幅ｗｉとの比率ｗｓ／ｗｉが１．１〜１．７のサーメット（１）からなる回転工具である。
2011065468.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｔｉを主とする周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物にて構成され、周期表第４、５および６族金属のうちでＴｉの含有比率が高い第１硬質相と、該第１硬質相よりもＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属の含有比率が高い第２硬質相とからなる硬質相と、
主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相と、
にて構成されたサーメット焼結体からなり、
該サーメット焼結体の表面を含む任意断面の走査型電子顕微鏡観察において、前記第１硬質相を主体とする表面領域が１〜１０μｍの厚みで存在するとともに、
前記サーメット焼結体の表面においてＸ線回折測定した際に、前記硬質相の（２２０）面に帰属されるピークは低角度側ピークと高角度側ピークとの２本が検出され、前記低角度側ピークのピーク強度（Ｉａ）と前記高角度側ピークのピーク強度（Ｉｂ）との強度比がＩｂ／Ｉａ＝０．５〜１．５である回転工具。
【請求項２】
前記サーメット焼結体の表面に、前記結合相濃度の高い極表面層が存在する請求項１記載の回転工具。
【請求項３】
Ｔｉを主とする周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物にて構成され、周期表第４、５および６族金属のうちでＴｉの含有比率が高い第１硬質相と、該第１硬質相よりもＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属の含有比率が高い第２硬質相とからなる硬質相と、
主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相と、
にて構成されたサーメット焼結体からなり、
前記サーメット焼結体の表面においてＸ線回折測定した際に、前記硬質相の（２２０）面に帰属されるピークは低角度側ピークと高角度側ピークとの２本が検出され、前記低角度側ピークのピーク強度Ｉａと前記高角度側ピークのピーク強度Ｉｂとの強度比Ｉｂ／Ｉａが０．５〜１．５であるとともに、前記サーメット焼結体の表面における前記結合相の（２００）面に帰属されるピークの半価幅ｗｓと前記焼結体の内部における前記結合相の前記ピークの半価幅ｗｉとの比率（ｗｓ／ｗｉ）が１．１〜１．７である回転工具。
【請求項４】
前記サーメット焼結体の表面における前記結合相の前記ピークは、前記焼結体の内部における前記結合相の前記ピークに対して、高角度側に０．３〜１．０度シフトしている請求項３記載の回転工具。
【請求項５】
前記サーメット焼結体の表面を含む任意断面の走査型電子顕微鏡観察において、前記第１硬質相を主体とする表面領域が１〜１０μｍの厚みで存在する請求項３または４記載の回転工具。
【請求項６】
前記表面領域の表面に、前記結合相の濃度の高い極表面層が存在する請求項５記載の回転工具。
【請求項７】
前記サーメット焼結体の表面においてＸ線回折測定した際に、前記硬質相の前記低角度側ピークのピーク強度Ｉａと前記高角度側ピークのピーク強度Ｉｂとの合計Ｉａ＋Ｉｂに対する前記結合相の前記ピークのピーク強度Ｉｃの比Ｉｃ／（Ｉａ＋Ｉｂ）が０．５〜１．４である請求項６記載の回転工具。
【請求項８】
前記サーメット焼結体について２D法で測定したσ１１方向の残留応力が、焼結体内部の前記第２硬質相で１５０ＭＰａ以上の圧縮応力であるとともに、焼結体表面部の前記第２硬質相で１０ＭＰａ以下の圧縮応力である請求項１乃至７のいずれか記載の回転工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はサーメット焼結体からなる回転工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
現在、切削工具や耐摩部材、摺動部材といった耐摩耗性や摺動性、耐欠損性を必要とする部材としてＷＣを主成分とする超硬合金やＴｉを主成分とするサーメット焼結体等の焼結合金が広く使われている。しかしながら、サーメット焼結体は高い硬度を持ちながら耐熱衝撃性および耐塑性変形性が低いために、回転工具には不向きとされてきた。【０００３】
そこで、例えば、特許文献１では、硬質相が、ＴｉＣＮを主とするＩ型粒子と、ＴｉＣＮにＷＣやＴａＣを添加したＩＩ型粒子とからなるとともに、Ｉ型粒子が微結晶粒子と粗結晶粒子の二群分布となっていることによって、耐摩耗性、耐熱衝撃性および耐塑性変形性に優れ、回転工具としての使用に耐えうるものとなることが開示されている。【０００４】
また、本出願人は、特許文献２にて、サーメットの表面に、黒色の第１硬質相の存在比率が灰白色の第２硬質相の存在比率よりも高い表面領域が生成することによって、サーメットの表面における耐衝撃性が向上することを提案した。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平５−９８３８２号公報
【特許文献２】特開２００９−１０８３３８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上記特許文献１、２の構成では、回転工具としてのサーメットの耐熱衝撃性の向上が不十分であり、回転工具として使用するには更なる耐熱衝撃性の向上が必要であることが判明した。また、サーメットは超硬合金に比べて焼成による変形量が大きい傾向にあり、複雑な形状の回転工具を作製すると使用コーナーによって切刃の位置や形状が違い、切削加工する際の寸法が異なってしまう等の不具合が発生した。【０００７】
本発明は上記問題を解決するためのものであり、その目的は、耐熱衝撃性を向上させるとともに、焼成による変形を低減して加工精度の高い回転工具を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の第１の態様に係る回転工具は、Ｔｉを主とする周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物にて構成され、周期表第４、５および６族金属のうちでＴｉの含有比率が高い第１硬質相と、該第１硬質相よりもＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属の含有比率が高い第２硬質相とからなる硬質相と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相とにて構成されたサーメット焼結体からなり、該サーメット焼結体の表面を含む任意断面の走査型電子顕微鏡観察において、前記第１硬質相を主体とする表面領域が１〜１０μｍの厚みで存在するとともに、前記サーメット焼結体の表面においてＸ線回折測定した際に、前記硬質相の（２２０）面に帰属されるピークは低角度側ピークと高角度側ピークとの２本が検出され、前記低角度側ピークのピーク硬度（Ｉａ）と前記高角度側ピークのピーク強度（Ｉｂ）との強度比がＩｂ／Ｉａ＝０．５〜１．５である。【０００９】
また、本発明の第２の態様に係る回転工具は、Ｔｉを主とする周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物にて構成され、周期表第４、５および６族金属のうちでＴｉの含有比率が高い第１硬質相と、該第１硬質相よりもＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属の含有比率が高い第２硬質相とからなる硬質相と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相とにて構成されたサーメット焼結体からなり、前記サーメット焼結体の表面においてＸ線回折測定した際に、前記硬質相の（２２０）面に帰属されるピークは低角度側ピークと高角度側ピークとの２本が検出され、前記低角度側ピークのピーク強度Ｉａと前記高角度側ピークのピーク強度Ｉｂとの強度比Ｉｂ／Ｉａが０．５〜１．５であるとともに、前記サーメット焼結体の表面における前記結合相の前記（２００）面に帰属されるピークの半価幅ｗｓと前記焼結体の内部における前記結合相の前記ピークの半価幅ｗｉとの比率（ｗｓ／ｗｉ）が１．１〜１．７であるものである。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の回転工具によれば、上記表面組織の存在によって、サーメット焼結体の表面状態を回転工具の使用に適正な状態とすることができて耐熱衝撃性の高いものとなり、かつ焼成に伴うサーメット焼結体の変形量を小さくできて加工寸法精度の高い回転工具となる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】本発明の回転工具の一例について、（Ａ）実施例のＮｏ．Ｉ−２、（Ｂ）実施例のＮｏ．Ｉ−７、（Ｃ）実施例のＮｏ．Ｉ−５のサーメット焼結体の表面付近、（Ａ’）実施例のＮｏ．Ｉ−２、（Ｂ’）実施例のＮｏ．Ｉ−７、（Ｃ’）実施例のＮｏ．Ｉ−５のサーメット焼結体の内部の断面についての走査型電子顕微鏡写真である。
【図２】図１のサーメット焼結体の（Ａ’）の拡大写真である。
【図３】図１のサーメット焼結体の表面についてのＸ線回折パターンである。
【図４】図１、２のサーメット焼結体の内部（表面から１ｍｍ研磨した研磨面）についてのＸ線回折パターンである。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明の回転工具における第１の実施態様の一例について、図１、２の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真および図３、４のＸ線回折パターンを基に説明する。
【００１３】
本発明の回転工具は、Ｔｉを主とする周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物にて構成され、周期表第４、５および６族金属のうちでＴｉの含有比率が高い第１硬質相２ａと、第１硬質相２ａよりもＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属の含有比率が高い第２硬質相２ｂとからなる硬質相２と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相３と、にて構成されたサーメット焼結体１からなる。
【００１４】
サーメット焼結体１の表面を含む任意断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察によれば、図１および図２のように、第１硬質相２ａは黒色粒子に見え、第２硬質相２ｂは灰白色粒子に見え、結合相３は白色に見える。
【００１５】
そして、本第１の実施態様によれば図１（Ａ）に示すように、第１硬質相２ａを主体とする表面領域４が１〜１０μｍの厚みで存在するとともに、図３（Ａ）のようにサーメット焼結体１の表面においてＸ線回折測定した際に、硬質相２の（２２０）面に帰属されるピーク（回折角２θ＝６０°〜６３°）は低角度側ピーク（図３の（１））と高角度側ピーク（図３の（２））との２本が検出され、低角度側に検出されるピークのピーク強度（Ｉａ）と高角度側に検出されるピークのピーク強度（Ｉｂ）の強度比がＩｂ／Ｉａ＝０．５〜１．５となっている。これによって、サーメット焼結体１の表面状態を回転工具の使用に適正な状態とすることができて耐摩耗性および耐欠損性の高いものとなり、かつ焼成に伴うサーメット焼結体１の変形量を小さくできて加工精度の高い回転工具となる。ここで、表面領域４の厚みの望ましい範囲は３〜６μｍである。また、表面領域４におけるＩｂ／Ｉａの望ましい範囲は０．５〜１．０、特に０．７〜０．９５である。
【００１６】
なお、元素の質量および原子半径を考慮すると、上記Ｘ線回折の（２２０）面に帰属されるピークのうち、高角度側ピークは第１硬質相２ａに相当し、低角側ピークは第２硬質相２ｂに相当するものと推察される。また、サーメット焼結体１の内部においてＸ線回折測定した際には、図１（Ａ’）〜（Ｃ’）（後述する実施例Ｎｏ．Ｉ−２、Ｎｏ．Ｉ−７、Ｎｏ．Ｉ−５のサーメット焼結体）のいずれの試料においても、図４（Ａ’）〜（Ｃ’）に示すように硬質相２の（２２０）面に帰属される低角度側ピーク（図４の（１））と高角度側ピーク（図４の（２））との比率は同程度となっている。内部領域６におけるＩｂ／Ｉａの望ましい範囲は、耐摩耗性および焼成に伴う変形抑制の点で０．４〜０．６である。
【００１７】
ここで、サーメット焼結体１の表面領域４の表面には、結合相３が表面に染み出して形成される結合相３の濃度の高い極表面層５が存在することが、耐熱衝撃性の向上を図る点で望ましい。なお、極表面層５は、サーメット焼結体１の表面領域４の全体を覆うような構成であってもよく、表面領域４の一部を部分的に覆うような構成であってもよい。
【００１８】
さらに、本発明によれば、サーメット焼結体１の望ましい組成は、周期表第４、５および６族金属の窒化物または炭窒化物の合計含有比率が７０〜９６質量％であることが望ましく、特に耐摩耗性の向上の点で８５〜９６質量％であることが望ましい。また、周期表第４、５および６族金属の窒化物または炭窒化物のうちのＴｉの含有比率は５０質量％以上、特に６０〜９０質量％であることが、サーメット焼結体１の硬度と靭性のバランスの点で望ましい。一方、結合相３の含有比率は４〜３０質量％、特に１０〜１５質量％であることが望ましく、これによって、サーメット焼結体１の硬度および靭性のバランスに優れたものとなる。さらに、サーメット焼結体１の望ましい具体的な組成は、Ｃｏを５〜１５質量％、Ｎｉを２〜１０質量％、ＴｉＣＮ４０〜７０質量％、ＷＣを５〜３０質量％、ＮｂＣを５〜３０質量％、ＶＣを１．０〜３．０質量％、ＭｏＣを０〜５質量％、ＴａＣを０〜１０質量％、ＺｒＣを０〜３．０質量％の割合であり、これによって、サーメット焼結体１の耐摩耗性と耐欠損性を両立させることができる。
【００１９】
ここで、本発明におけるＸ線回折測定は、まず、サーメット焼結体１の表面に対して、線源：ＣｕＫα（Ｋα２除去）、スポット径１００μｍ以下、出力：４０ｋＶ、４０ｍＡ、ステップ：０．０１６°、測定ピーク：ＴｉＮ（２２０）結晶面（回折角２θが６０〜６５°の付近に検出される。）の測定条件で行う。次に、サーメット焼結体１の内部におけるＸ線回折測定を行う場合には、サーメット焼結体１の表面から０．５ｍｍ以上研磨した研磨面にて測定を行う。
【００２０】
また、硬質相２の平均粒径は、サーメット焼結体１の内部における断面観察において第１硬質相２ａが０．３〜０．７μｍであり、第２硬質相２ｂが０．８〜１．５μｍであることが、靭性を高めることができる点で望ましい。なお、本発明における硬質相の粒径の測定は、ＣＩＳ−０１９Ｄ−２００５に規定された超硬合金の平均粒径の測定方法に準じて測定する。この時、硬質相２の中心が第１硬質相２ａでその周辺を第２硬質相２ｂが取り巻いた有芯構造からなる場合、その粒子の第１硬質相２ａの粒径は、第１硬質相２ａの粒径そのものとし、第２硬質相２ｂの粒径は、芯部の第１硬質相２ａと周辺部の第２硬質相２ｂを含めた周辺部の外縁までを１つの硬質相２とみなして算出する。
【００２１】
なお、図１（Ａ）の表面領域４と図１（Ａ’）の内部領域６との間には、硬質相２の平均粒径が内部領域６よりも大きい中間領域７が１０〜２００μｍの厚みで存在することが、耐塑性変形性を高めるために望ましい。中間領域７の断面観察における硬質相２の平均粒径の望ましい範囲は、第１硬質相２ａが０．５〜１．０μｍであり、第２硬質相２ｂが１．０〜２．５μｍである。
【００２２】
さらに、サーメット焼結体１について２D法で測定したσ１１方向の残留応力が、焼結体１内部の第２硬質相２ｂで１５０ＭＰａ以上の圧縮応力であるとともに、焼結体１表面部の第２硬質相２ｂで１０ＭＰａ以下の圧縮応力であることが、表面に発生したクラック進展を効果的に抑制することができて耐欠損性に優れるとともに、焼結体１の表面部に残留応力がほとんど働かないため、焼結体１の変形が小さく、複雑形状の回転工具にも対応できる。
【００２３】
また、本発明においては、サーメット焼結体の表面に、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＮ、Ａｌ２Ｏ３等の公知の硬質膜を物理蒸着法（ＰＶＤ法）や化学蒸着法（ＣＶＤ法）等の公知の薄膜形成手法を用いて被覆層（図示せず。）を成膜したものであってもよい。
【００２４】
また、本発明の工具は、スローアウェイチップタイプの一般旋削工具、または、溝入れ工具、ねじ切り工具、エンドミルやドリル、および、ソリッドエンドミルやソリッドドリルなどに適用することができる。
【００２５】
本発明の第２の態様の回転工具の一例について説明する。なお、第１の態様の回転工具と同じ構成については省略する。
【００２６】
本実施態様によれば、上述したサーメット焼結体１のＸ線回折パターンにおける結合相３の（２００）面に帰属されるピーク（図中、Ｃｏ（２００）と記載）について、図２，３の（Ａ）では、サーメット焼結体１の表面における結合相３の（２００）面に帰属されるピークの半価幅ｗｓとサーメット焼結体１の内部における結合相３のピークの半価幅ｗｉとの比率ｗｓ／ｗｉが１．１〜１．７となっている。この範囲であれば、サーメット焼結体１の表面における耐熱衝撃性が向上することがわかった。比率ｗｓ／ｗｉの望ましい範囲は１．２〜１．５である。
【００２７】
ここで、サーメット焼結体１の表面における結合相３のピークは、焼結体１の内部における結合相３のピークに対して、高角度側に０．３〜１．０度シフトしているもののほうが、サーメット焼結体１の焼成による変形を小さかった。ピークシフト量の望ましい範囲は０．４〜０．６度である。
【００２８】
なお、サーメット焼結体１の表面においてＸ線回折測定した際に、硬質相２の低角度側ピークのピーク強度Ｉａと高角度側ピークのピーク強度Ｉｂとの合計Ｉａ＋Ｉｂに対する結合相３のピークのピーク強度Ｉｃの比Ｉｃ／（Ｉａ＋Ｉｂ）が０．５〜１．４であるように結合相３が表面に染み出した極表面層５が形成されていることが、サーメット焼結体１の変形を小さくしつつ耐摩耗性を高くできる点で望ましい。
【００２９】
（製造方法）
次に、上述した第１の態様のサーメット焼結体の製造方法の一例について説明する。
【００３０】
まず、平均粒径０．６〜１．０μｍ、望ましくは０．８〜１．０μｍのＴｉＣＮ粉末と、平均粒径０．１〜２μｍの上述した他の周期表第４、５および６族金属の炭化物粉末、窒化物粉末または炭窒化物粉末のいずれか１種と、平均粒径１．０〜３．０μｍのＣｏ粉末と平均粒径０．３〜０．８μｍのＮｉ粉末との少なくとも１種と、所望により平均粒径０．５〜１０μｍのＭｎＣＯ３粉末を混合した混合粉末を調製する。なお、原料中にＴｉＣ粉末やＴｉＮ粉末を添加することもあるが、これらの原料粉末は焼成後のサーメット焼結体においてＴｉＣＮを構成する。
【００３１】
そして、この混合粉末にバインダを添加して、スプレードライヤーなどの方法によって平均粒径１０〜２００μｍの顆粒体を作製し、プレス成形によって所定形状に成形する。ここで、顆粒体の平均粒径が１０μｍより小さいと、成形体の密度ムラができて焼成時の変形量が大きくなるとともに、所定の表面領域が形成されない。逆に、顆粒体の平均粒径が２００μｍより大きいと、顆粒体間に未潰れが発生しやすく欠陥（ボイド）になるおそれがあり、かつＩｂ／Ｉａが１．５を超えてしまう。
【００３２】
次に、本実施態様によれば、上記成形体を下記の条件にて焼成することにより、上述した所定組織のサーメット焼結体を作製することができる。焼成条件としては、
（ａ）５〜１５℃／分の昇温速度で１０５０〜１２５０℃まで昇温し、
（ｂ）窒素（Ｎ）を３０〜１５００Ｐａ充填した雰囲気で０．１〜２℃／分の昇温速度で１３３０〜１３８０℃まで昇温し、
（ｃ）窒素（Ｎ）を３０〜１５００Ｐａ充填した雰囲気で４〜１５℃／分の昇温速度で１４００〜１５００℃まで昇温するとともに、その状態で０．５〜１．０時間維持し、
（ｄ）窒素雰囲気にて４〜１５℃／分の昇温速度で１５５０〜１６００℃の高い温度まで昇温し、最高温度にて真空雰囲気中で０．５〜１．０時間保持した後、
（ｅ）６〜１５℃／分の冷却速度で不活性ガス雰囲気下にて冷却する工程にて焼成する。
【００３３】
ここで、（ｃ）工程を真空雰囲気で行うと硬質相への固溶状態が進行しすぎてしまいサーメット焼結体の表面領域が形成されない。また、（ｃ）工程を窒素圧力１５００Ｐａより高い雰囲気で行うと硬質相への固溶状態が抑制されすぎてしまいサーメット焼結体の表面領域が形成されない。また、（ｄ）工程において昇温速度が４℃／分未満であると、サーメット焼結体２の表面部で硬質相への周期表第４、５および６族元素の固溶が過剰に行われてしまい、サーメット焼結体の表面のＸ線回折パターンにおける（２２０）ピークを所定の範囲内に制御することができない。また、昇温速度が１５℃／分より速いと、サーメット焼結体の表面部で硬質相への周期表第４、５および６族元素の固溶が行われず、本発明の表面領域を得ることができない。さらに、（ｃ）（ｄ）工程の温度が所定の範囲を外れる場合にも、硬質相への固溶状態が適正化できず表面領域ができなくなる。
【００３４】
そして、所望により、チップの表面に被覆層を成膜する。被覆層の成膜方法として、イオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理蒸着（ＰＶＤ）法が好適に適応可能である。
【００３５】
次に、本発明の第２の実施態様に係るサーメットの製造方法について説明する。なお、第１の態様と同じ条件については省略する。上記第１の実施態様と同様にして製造した成形体を下記の条件にて焼成することにより、第２の態様のサーメット焼結体を作製することができる。焼成条件としては、
（ａ）５〜１５℃／分の昇温速度で１０５０〜１２５０℃まで昇温し、
（ｂ）真空雰囲気で０．１〜２℃／分の昇温速度で１３３０〜１３８０℃まで昇温し、
（ｃ）窒素（Ｎ）を３０〜５００Ｐａの圧力で充填した雰囲気で５〜１０℃／分の昇温速度で１５００〜１６００℃まで昇温し、
（ｄ）窒素（Ｎ）を前記（ｃ）工程における窒素圧力よりも高くて１５００Ｐａ以下の圧力で充填した雰囲気に変えて０．５〜１．０時間維持し、
（ｅ）再び窒素から真空雰囲気に変えて０．５〜１．０時間維持した後、
（ｆ）５〜１０℃／分の冷却速度で１０００〜１１００℃まで真空雰囲気中で冷却し、その後、５〜１５℃／分の冷却速度で不活性ガス雰囲気下にて冷却する工程にて焼成する。
【００３６】
ここで、（ｃ）工程を真空雰囲気で行うと硬質相への固溶状態が進行しすぎてしまいサーメット焼結体の表面領域が形成されない。また、（ｃ）工程を窒素圧力５００Ｐａより高い雰囲気で行うと硬質相への固溶状態が抑制されすぎてしまいサーメット焼結体の表面領域が形成されず、（ｃ）工程と（ｄ）工程の雰囲気が同じ窒素圧力である場合には、Ｉｂ／Ｉａが１．５を超えてしまう。また、（ｃ）工程において昇温速度が５℃／分未満であると、サーメット焼結体２の表面で硬質相への周期表第４、５および６族元素の固溶が過剰に行われてしまい、サーメット焼結体の表面のＸ線回折パターンにおける（２２０）ピークを所定の範囲内に制御することができない。また、昇温速度が１０℃／分より速いと、サーメット焼結体の表面で硬質相への周期表第４、５および６族元素の固溶が行われず、本発明の結合相ピークの高角度側へのシフトを得ることができない。
【実施例１】
【００３７】
マイクロトラック法による測定で平均粒径（ｄ５０値）が０．６μｍのＴｉＣＮ粉末、平均粒径１．１μｍのＷＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＴｉＮ粉末、平均粒径１．０μｍのＶＣ粉末、平均粒径２μｍのＴａＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＭｏＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＮｂＣ粉末、平均粒径１．８μｍのＺｒＣ粉末、平均粒径２．４μｍのＮｉ粉末、および平均粒径１．９μｍのＣｏ粉末、平均粒径５．０μｍのＭｎＣＯ３粉末を表１に示す割合で調整した混合粉末をステンレス製ボールミルと超硬ボールを用いて、イソプロピルアルコール（ＩＰＡ）を添加して湿式混合し、パラフィンを３質量％添加、混合した。そして、これをアトライタミルに投入して、スプレードライにより表１の平均粒径を有する顆粒を作製した。【００３８】
その後、加圧圧力２００ＭＰａで京セラ株式会社製セラチップ型番：ＢＤＭＴ１１Ｔ３０８ＥＲ−ＪＴのスローアウェイチップ工具形状にプレス成形し、（ａ）工程：１０℃／分の昇温速度で１２００℃まで昇温し、（ｂ）工程：１℃／分の昇温速度で１３５０℃まで昇温し、その後は表２に示す焼成条件にて焼成を行い、（ｅ）工程：１０℃／分の冷却速度で窒素ガス雰囲気下にて冷却して試料Ｎｏ．Ｉ−１〜８のサーメット製のスローアウェイチップを得た。【００３９】
【表１】
2011065468.tif 000003
【００４０】
【表２】
2011065468.tif 000004
【００４１】
得られたサーメット焼結体について、逃げ面を０．５ｍｍ厚み研削加工して鏡面状態とした後、測定範囲：２θ＝６０°〜６３°を含む５０°〜８０°、ＣｕＫα線（Ｋα１除去）、解析に使用した結晶相：ＴｉＣＮ（２２０）の条件にてＸ線回折分析を行い、図２、３のような回折パターンを得た。すなわち、図３に示すように、サーメット焼結体の内部におけるＸ線回折パターンはＮｏ．Ｉ−２、Ｎｏ．Ｉ−７、Ｎｏ．Ｉ−５ともほぼ同じであるにも関わらず、図２に示すように、サーメット焼結体の表面におけるＸ線回折パターンでは硬質相の（２２０）面の２つのピークのピーク強度が異なる結果となった。このピーク強度比を算出して表３に示した。また、サーメット焼結体の表面を含む断面で走査型電子顕微鏡写真をとり、図１に示すような組織観察を行い、極表面層、表面領域、中間領域、内部領域の組織状態を表３に示した。【００４２】
【表３】
2011065468.tif 000005
【００４３】
次に、得られたサーメットについて、すくい面を０．５ｍｍ厚み研削加工して鏡面状態とした表面領域、およびすくい面から１ｍｍ研磨した内部のそれぞれについて、２Ｄ法（装置：Ｘ線回折 BrukerAXS社製 D8 DISCOVER with GADDS Super Speed、線源：CuKα、コリメータ径：0.3mmφ、測定回折線：TiN(422)面）を用いて第２硬質相のそれぞれの残留応力を測定した。また、得られたサーメット製の切削工具を用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は併せて表４に示した。
（耐摩耗性評価）
被削材：ＳＫＤ１１
切削速度：１２０ｍ／分
送り：０．１２ｍｍ／ｔｏｏｔｈ
切込み：２．０ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの時間および２つのコーナー切刃の直角度の平均値（μｍ）
（耐欠損性評価）
被削材：ＳＣＭ４４０Ｈ
切削速度：１５０ｍ／分
送り：０．１５ｍｍ／ｔｏｏｔｈ
切込み：３．０ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：欠損するまでの切削長（ｍｍ）【００４４】
【表４】
2011065468.tif 000006
【００４５】
表１〜４より、（ｃ）（ｄ）工程における雰囲気が真空雰囲気である試料Ｎｏ．Ｉ−５および（ｃ）工程における焼成温度が１５００℃を超える試料Ｎｏ．Ｉ−６では、表面領域が形成されず、耐欠損性が低下し、かつ焼結体の変形が大きくて切削加工した際の直角度等の寸法精度が低くなった。また、ガス圧力が１５００Ｐａを超える試料Ｎｏ．Ｉ−７および成形体を作製する際の顆粒の平均粒径が２００μｍを超える試料Ｎｏ．Ｉ−８では、サーメット焼結体のＸ線回折ピークにおけるＩｂ／Ｉａ比率が１．５を超えてしまい、耐摩耗性が低下した。【００４６】
これに対して、本発明の範囲内の組織およびＸ線回折パターンからなる試料Ｎｏ．Ｉ−１〜４では、耐摩耗性、耐欠損性ともに優れた性能を発揮し、優れた工具寿命を発揮した。
【実施例２】
【００４７】
実施例１と同じ原料、添加剤を用いて、同様の方法で表５の成形体を作製し、（ａ）工程：１０℃／分の昇温速度で１２００℃まで昇温し、（ｂ）工程：１℃／分の昇温速度で１３５０℃まで昇温し、その後は表６に示す焼成条件にて焼成を行い、（ｆ）工程：１０℃／分の冷却速度で窒素ガス雰囲気下にて冷却して試料Ｎｏ．II−１〜９のサーメット製のスローアウェイチップを得た。【００４８】
【表５】
2011065468.tif 000007
【００４９】
【表６】
2011065468.tif 000008
【００５０】
得られたサーメット焼結体について、実施例１と同様に、ピーク強度比、極表面層、表面領域、中間領域、内部領域の組織状態を求め、表７に示した。また、サーメット焼結体の残留応力を測定して表８に示した。さらに、サーメット製の切削工具を用いて実施例１と同じ切削条件にて切削試験を行った。結果は併せて表８に示した。【００５１】
【表７】
2011065468.tif 000009
【００５２】
【表８】
2011065468.tif 000010
【００５３】
表５〜８より、（ｃ）（ｄ）工程における雰囲気が真空雰囲気である試料Ｎｏ．II−５および（ｃ）工程における焼成温度が１５００℃を超える試料Ｎｏ．II−６では、表面領域が形成されず、耐欠損性が低下し、かつ焼結体の変形が大きくて切削加工した際の直角度等の寸法精度が低くなった。また、ガス圧力が１５００Ｐａを超える試料Ｎｏ．II−７および成形体を作製する際の顆粒の平均粒径が２００μｍを超える試料Ｎｏ．II−８では、サーメット焼結体のＸ線回折ピークにおけるＩｂ／Ｉａ比率が１．５を超えてしまい、耐摩耗性が低下した。さらに、（ｄ）工程における窒素ガス圧力が（ｃ）工程における窒素ガス圧力と同じ試料Ｎｏ．II−９では、比率（ｗｓ／ｗｉ）が１．１より小さくて耐欠損性が低くなった。【００５４】
これに対して、本発明の範囲内の組織およびＸ線回折パターンからなるとともに、比率（ｗｓ／ｗｉ）が１．１〜１．７である試料Ｎｏ．II−１〜４では、耐摩耗性、耐欠損性ともに優れた性能を発揮し、優れた工具寿命を発揮した。
【符号の説明】
【００５５】
１      サーメット焼結体
２      硬質相
２ａ      第１硬質相
２ｂ      第２硬質相
３      結合相
４      表面領域
５      極表面層
６      内部領域
７      中間領域
【図１】
2011065468.tif 000011
【図２】
2011065468.tif 000012
【図３】
2011065468.tif 000013
【図４】
2011065468.tif 000014
【手続補正書】
【提出日】平成24年3月21日(2012.3.21)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｔｉを主とする周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物にて構成され、周期表第４、５および６族金属のうちでＴｉの含有比率が高い第１硬質相と、該第１硬質相よりもＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属の含有比率が高い第２硬質相とからなる硬質相と、
主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相と
にて構成されたサーメット焼結体からなり、
前記サーメット焼結体の表面においてＸ線回折測定した際に、前記硬質相の（２２０）面に帰属されるピークは低角度側ピークと高角度側ピークとの２本が検出され、前記低角度側ピークのピーク強度Ｉａと前記高角度側ピークのピーク強度Ｉｂとの強度比Ｉｂ／Ｉａが０．５〜１．５であるとともに、前記サーメット焼結体の表面における前記結合相の（２００）面に帰属されるピークの半価幅ｗｓと前記焼結体の内部における前記結合相の前記ピークの半価幅ｗｉとの比率（ｗｓ／ｗｉ）が１．１〜１．７である回転工具。
【請求項２】
前記サーメット焼結体の表面における前記結合相の前記ピークは、前記焼結体の内部における前記結合相の前記ピークに対して、高角度側に０．３〜１．０度シフトしている請求項１記載の回転工具。
【請求項３】
前記サーメット焼結体の表面を含む任意断面の走査型電子顕微鏡観察において、前記第１硬質相を主体とする表面領域が１〜１０μｍの厚みで存在する請求項１または２記載の回転工具。
【請求項４】
前記表面領域の表面に、前記結合相の濃度の高い極表面層が存在する請求項３記載の回転工具。
【請求項５】
前記サーメット焼結体の表面においてＸ線回折測定した際に、前記硬質相の前記低角度側ピークのピーク強度Ｉａと前記高角度側ピークのピーク強度Ｉｂとの合計Ｉａ＋Ｉｂに対する前記結合相の前記ピークのピーク強度Ｉｃの比Ｉｃ／（Ｉａ＋Ｉｂ）が０．５〜１．４である請求項４記載の回転工具。
【請求項６】
前記サーメット焼結体について２Ｄ法で測定したσ１１方向の残留応力が、焼結体内部の前記第２硬質相で１５０ＭＰａ以上の圧縮応力であるとともに、焼結体表面部の前記第２硬質相で１０ＭＰａ以下の圧縮応力である請求項１乃至５のいずれか記載の回転工具。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００９】
本発明に係る回転工具は、Ｔｉを主とする周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物にて構成され、周期表第４、５および６族金属のうちでＴｉの含有比率が高い第１硬質相と、該第１硬質相よりもＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属の含有比率が高い第２硬質相とからなる硬質相と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相とにて構成されたサーメット焼結体からなり、前記サーメット焼結体の表面においてＸ線回折測定した際に、前記硬質相の（２２０）面に帰属されるピークは低角度側ピークと高角度側ピークとの２本が検出され、前記低角度側ピークのピーク強度Ｉａと前記高角度側ピークのピーク強度Ｉｂとの強度比Ｉｂ／Ｉａが０．５〜１．５であるとともに、前記サーメット焼結体の表面における前記結合相の前記（２００）面に帰属されるピークの半価幅ｗｓと前記焼結体の内部における前記結合相の前記ピークの半価幅ｗｉとの比率（ｗｓ／ｗｉ）が１．１〜１．７であるものである。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００３６】
ここで、（ｃ）工程を真空雰囲気で行うと硬質相への固溶状態が進行しすぎてしまいサーメット焼結体の表面領域が形成されない。また、（ｃ）工程を窒素圧力５００Ｐａより高い雰囲気で行うと硬質相への固溶状態が抑制されすぎてしまいサーメット焼結体の表面領域が形成されず、（ｃ）工程と（ｄ）工程の雰囲気が同じ窒素圧力である場合には、Ｉｂ／Ｉａが１．５を超えてしまう。また、（ｃ）工程において昇温速度が５℃／分未満であると、サーメット焼結体２の表面で硬質相への周期表第４、５および６族元素の固溶が過剰に行われてしまい、サーメット焼結体の表面のＸ線回折パターンにおける（２２０）ピークを所定の範囲内に制御することができない。また、昇温速度が１０℃／分より速いと、サーメット焼結体の表面で硬質相への周期表第４、５および６族元素の固溶が行われず、本発明の結合相ピークの高角度側へのシフトを得ることができない。
参考例
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４６】
これに対して、本発明の範囲内の組織およびＸ線回折パターンからなる試料Ｎｏ．Ｉ−１〜４では、耐摩耗性、耐欠損性ともに優れた性能を発揮し、優れた工具寿命を発揮した。
実施例
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４７】
参考例と同じ原料、添加剤を用いて、同様の方法で表５の成形体を作製し、（ａ）工程：１０℃／分の昇温速度で１２００℃まで昇温し、（ｂ）工程：１℃／分の昇温速度で１３５０℃まで昇温し、その後は表６に示す焼成条件にて焼成を行い、（ｆ）工程：１０℃／分の冷却速度で窒素ガス雰囲気下にて冷却して試料Ｎｏ．II−１〜９のサーメット製のスローアウェイチップを得た。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００５０】
得られたサーメット焼結体について、参考例と同様に、ピーク強度比、極表面層、表面領域、中間領域、内部領域の組織状態を求め、表７に示した。また、サーメット焼結体の残留応力を測定して表８に示した。さらに、サーメット製の切削工具を用いて参考例と同じ切削条件にて切削試験を行った。結果は併せて表８に示した。
【国際調査報告】
2011065468.tif 000015
2011065468.tif 000016
2011065468.tif 000017
2011065468.tif 000018